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Nom original: Metallurgy-1.pdfTitre: Metallurgy-1Auteur: Salomé Moreau

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Métallurgie des aciers
à l’attention de ceux qui les travaillent et les forgent
(résumé des chapitres)

John D. Verhoeven
Professeur Émérite
Université d’État de l’Iowa
Mars 2005

Traduction
Thomas Coïc
Grégoire Ledan
Salomé Moreau
Véronique Rousseau
Eva Tanquerel
Janvier 2014

L'essentiel du Chapitre 1
1.

Un morceau de fer est constitué d'un agglomérat de millions de petits cristaux.

2.
Chaque cristal est appelé grain. Généralement, le diamètre d'un grain est compris
entre 30 et 50 microns (25 microns = 25 µm = 0.001 pouce = 1 mil).
3.

On appelle joints de grains les interfaces entre les cristaux.

4.
En dessous de 1167°F (912°C), on donne au fer le nom de ferrite ou de fer alpha (α).
Les atomes de fer de la ferrite sont organisés selon une géométrie cubique à corps centré
(CCC). Cet arrangement des atomes est généralement appelé structure cubique à corps centré
(CCC).
5.
Au-dessus de 1167°F (912°C), on donne au fer le nom d'austénite ou de fer gamma
(γ). Les atomes de fer de l'austénite sont organisés selon une structure cubique à face centrée
(CFC).

6.
Un chauffage de la ferrite à 1167°F (912°C) provoque la formation de petits grains
d'austénite sur les joints de grains de la ferrite. Un chauffage continu provoque le
développement de ces nouveaux grains γ, transformant les anciens grains α en un nouvel
arrangement fait de petits grains Γ. Lors d'un refroidissement en dessous de 1167°F (912°C),
on observe le même changement, mais en sens inverse : des grains α viennent remplacer les
grains γ.

L'essentiel du Chapitre 2
1.
On observe la formation d'une solution liquide lorsqu'une substance se dissout dans un
liquide, comme le sel dans l'eau. Une solution solide fonctionne selon le même principe,
comme par exemple lorsque du sel se dissout dans de la glace.
2.
La matière dissoute dans la solution (le sel dans les solutions salées, le carbone dans
l'acier) perd son identité et devient "invisible", ses atomes étant incorporés dans la solution.
3.
Une solution est composée d'une seule et même structure moléculaire ou structure
atomique. Chaque solution porte le nom de phase.
4.
Un diagramme de phases est une représentation graphique dont l'axe vertical
correspond aux coordonnées de température, et l'axe vertical à la composition ou la
concentration. Il présente les coordonnés de température-composition correspondant à
l'apparition d'une certaine phase.
5.
Un diagramme de phases donne également les coordonnés de température-composition
correspondant uniquement à l'apparition d'un mélange phasique. Par exemple, sur le
diagramme de phases de la Fig. 2.2, la partie grisée de la névasse correspond au mélange de la
glace (sous forme solide) et de l'eau (sous forme liquide).

L'essentiel du Chapitre 3
1.
Aux États-Unis, les aciers sont répertoriés selon le code AISI (American Institute of
Iron and Steel - Institut Américain du Fer et de l'Acier). Comme le montre le Tableau 3.1, le
code indique la teneur en carbone et si l'acier est un alliage ou acier carbone ordinaire.
Pour déterminer la composition complète, il faut se reporter à un document de référence,
comme [3.2].
2.
L'acier s'obtient en ajoutant du carbone au fer, et les structures principales sont les
mêmes que celles du fer pur (abordé au Chapitre 1): ferrite et austénite. Lorsque la teneur en
carbone est faible, le carbone se dissout dans le fer, formant des solutions solides de ferrite
(CCC) à basse température et d'austénite (CFC) à température élevée. Lorsque la teneur en
carbone est élevées, un composé de carbone et de fer, la cémentite (Fe3C), se forme dans
l'acier. On appelle ces 3 structures des phases et le diagramme fer-carbone indique les valeurs
de température-composition où les 3 différentes phases sont stables.

3.
Le diagramme de phase fer-carbone est similaire au diagramme de phases sel-eau du
Chapitre 2. Lors d'ajouts de C, la température de transition austénite-ferrite passe de 912°C
(1674°F) , qui est celle de la transformation dans le fer pur, à 727°C (1340°F).
Au-delà de cette valeur minimale, la température de la transformation augmente et la
cémentite commence à se former. On atteint la valeur minimale dans une composition à
0,77%C: c'est le point eutectoïde.
4.
Il est courant de qualifier d'aciers hypoeutectoïdes les aciers dont la composition en
carbone est inférieure à la valeur eutectoïde, et d'aciers hypereutectoïdes ceux présentant plus
de 0,77%C.
5.
L'acier hypoeutectoïde refroidissant à partir de la région austénitique, des grains de
ferrite vont commencer à se former sur les joints de grains d'austénite. Le diagramme de
phases permet de calculer, aux températures inférieures à celle du début de développement de
la ferrite et supérieures à la température eutectoïde : (1) la fraction volumique de ferrite
formée et (2) la composition de la ferrite formée et du reste d'austénite.
6.
La microstructure d'un acier correspond à la taille, la forme et la distribution des
phases qui le constituent. La microstructure est déterminée par l'histoire de l'acier, c'est-à-dire
la manière dont il a été chauffé et refroidi, ainsi que toute déformation mécanique antérieure.
7.
L'acier hypereutectoïde se refroidissant à partir de la région austénitique, des grains de
cémentite vont commencer à se former sur les joints de grains d'austénite. La cémentite est un
composé de fer et de carbone dont la formule chimique est Fe3C. À l'image de l'austénite et de
la ferrite, il s'agit d'une phase de l'acier composée de grains de petite taille, la seule différence
résidant dans le fait qu'elle ne possède qu'une seule composition chimique, contient 6,7%
massique de carbone (pourcentage atomique en carbone: 25%) et est plutôt fragile. Le
diagramme de phases permet de calculer, aux température inférieures à celle du début de
développement de la cémentite et supérieure à la température eutectoïde : (1) la fraction
volumique de cémentite formée et (2) la composition du reste d'austénite.
8.
Lorsqu'on refroidit des aciers eutectoïdes contenant 0,77% massique de carbone en
dessous de la température eutectoïde de 727°C (1340°F), leur structure devient perlitique.
La perlite est un composé biphasé formé d'une alternance de fines lamelles de cémentite et de
lamelles épaisses de ferrite. L'épaisseur des lamelles dépend de la vitesse de refroidissement,
et les lamelles de cémentite refroidies à l'air libre sont si fines qu'elles sont invisibles au
microscope (épaisseur inférieure à 0,2 micron).
9.
Les 3 lignes essentielles du diagramme de phases Fe-C sont les suivantes: A3
représente la transformation austénite - ferrite, Acm la transformation austénite - cémentite, et
A1 la transformation austénite - perlite. Ces transformations nécessitent un chauffage ou un
refroidissement très lent pour se produire aux températures Acm, A3 et A1 données par le
diagramme d'équilibre de phases. Lors du refroidissement, la température des lignes de
transformation diminuent et on ajoute un r en indice: Ar3, Arcm et Ar1. Lors du chauffage, la
température des lignes de transformation augmente et on ajoute un c en indice: Ac3, ACcm et
Ac1. La valeur du déplacement vers le haut ou le bas est proportionnelle à la vitesse de
chauffage ou de refroidissement et reste assez importante même dans le cas de vitesses
modérées (voir Fig. 3.9).

L'essentiel du Chapitre 4
1.
Les propriétés mécaniques des aciers dépendent beaucoup de leur microstructure. On
appelle microstructure la distribution des grains au sein de l'acier et sa description comprend
des éléments tels que la taille, la forme et l'identification des transformations de phases. La
microstructure est principalement déterminée au microscope, grâce à l'examen des surfaces
après polissage et attaque chimique. Tous les principaux micro-éléments de l'acier (les phases:
ferrite, austénite, cémentite and martensite fraîche, plus les mixtures de phase: perlite, bainite
et martensite revenue) apparaissent de manière caractéristique sur les surfaces traitées, ce qui
permet l'observation de la microstructure au microscope.
2.
À température ambiante, la microstructure des aciers refroidis lentement (non trempés)
dépend beaucoup de leur teneur en carbone. Les aciers eutectoïdes (0,77 %C) se transforment
généralement en perlite, Fig. 4.3. Les aciers hypoeutectoides (%C inférieur à 0,77) présentent
souvent un réseau de grains de perlite contenant de la ferrite dans leurs joints de grains,
Fig. 4.6. Les aciers hypereutectoïdes (%C supérieur à 0.77) présentent souvent un réseau de
perlite contenant de la cémentite dans leurs joints de grains, Fig. 4.8. Dans la fourchette basse
des aciers hypoeutectoides (%C inférieur à environ 0,2%) les grains de ferrite deviennent les
composants dominants tandis que la perlite se retrouve disséminée sous plusieurs formes. Les
aciers forgés présentent souvent une microstructure lamellaire où alternent des bandes de
grains de ferrite et de perlite alignées dans la direction de la déformation mécanique qui a
précédé, Fig. 4.9.
3.
La cémentite des aciers refroidis lentement est généralement regroupée sous forme de
fines plaques dans le composant perlitique. Il est cependant possible (en utilisant les
traitements thermiques spécifiques décrits en pages 32-33) de transformer la cémentite
perlitique en un réseau de petites sphères isolées dans une matrice de grains de ferrite. On
appelle ces structures des aciers de structure sphéroïde, Fig. 4.23: les aciers à haute teneur en
carbone sortent souvent de l'aciérie sous cette forme car ils sont ainsi plus faciles à usiner que
lorsque la cémentite est sous forme perlitique.
4.
Lorsque l'austénite est rapidement refroidie par une trempe, deux autres
microstructures peuvent apparaître: la martensite et la bainite.
5.
La martensite est une phase instable (elle n'apparaît pas sur le diagramme de phases).
Elle tend à former de la ferrite cubique à corps centré, mais le carbone de l'austénite déforme
la structure qui devient TCC (tétragonale à corps centré). Plus il y a de carbone dans
l'austénite, plus la déformation est importante et plus la martensite est dure (solide), Fig. 4.12.
6.
La martensite apparaît de deux manières au microscope: sous forme de latte et de
plaque. La latte se forme quand la teneur en carbone se situe entre 0 et 0,6 % et la plaque à
partir de 1%C et au-delà, avec une structure mixte entre les deux, Fig. 4.14.
7.
La martensite formée lors du bain de trempe est appelée martensite fraîche. Si le %C
est supérieur à environ 0,3%, elle devient trop cassante pour la plupart des utilisations. C'est
pourquoi la plupart des martensites subissent un revenu à basse température. Le revenu
provoque la formation de carbures dans la martensite, ce qui réduit la solidité mais accroit la
ductilité. De plus, lors de la révélation, la martensite revenue apparaît sombre au microscope .

8.
Pour obtenir de la martensite, il faut tremper l'austénite à une température inférieure à
Ms. Lorsque la température de trempe descend en dessous de Ms, la martensite se forme
progressivement, jusqu'à ce que la température Mf (où se forme 100% de martensite) soit
atteinte. Entre Ms et Mf, on trouve une structure composée de martensite et d'austénite
résiduelle, Figs. 4.15 et 4.14(c).
9.
Ms et Mf diminuent lorsqu'on augmente le %C, et des échantillons trempés à
température ambiante peuvent contenir des quantités appréciables d'austénite résiduelle dans
des aciers à plus haute teneur en carbone. Les données des Figs. 4.16 et 4.17 montrent que des
quantités significatives d'austénite résiduelle commencent à se former dans les aciers carbone
ordinaires trempés à température ambiante et pour des teneurs en carbone supérieures à
environ 0,4%.
10.
À des vitesses de trempe un peu plus lentes que celles nécessaires pour créer de la
martensite, il se forme une microstructure appelée bainite. La bainite est similaire à la perlite
en ce qu'elle est composée de ferrite et de carbures. Le composant de carbure est composé de
filaments ou de particules alignés, contrairement à la perlite, composée elle de plaques
alignées.
11.
La bainite se retrouve sous deux formes, la bainite supérieure et la bainite inférieure,
en fonction de la température où elle se forme. Les carbures sont plus fins dans la bainite
inférieure, qui peut presque égaler la martensite en terme de solidité avec une ténacité dix fois
supérieure à celle d'une martensite trempée de même dureté.
12.
La martensite possède une propriété unique: elle se forme beaucoup plus rapidement
que n'importe quel autre produit de l'austénite (ferrite, cémentite, perlite ou bainite). La
martensite se développe à environ la moitié de la vitesse du son: lorsque la température de
l'austénite descend en-dessous de Ms, la martensite se forme en quelques millisecondes.
13.
Lorsqu'un acier est refroidi à partir de la région austénitique, le diagramme de phases
indique le produit d'austénite qui apparaît en premier: la ferrite dans les aciers
hypoeutectoides, la perlite dans les aciers eutectoïdes, et la cémentite dans les aciers
hypereutectoïdes. L'expérience montre que ces produits se forment d'abord sur les joints de
grains de l'austénite. Pour qu'il se forme 100% de martensite, l'acier doit être trempé à une
vitesse telle que ces produits ne peuvent pas se former sur les joints de grains de l'austénite. .
Si l'un de ces produits se forme sur les joints de grains de l'austénite avant que l'austénite
n'atteigne la température Ms, il sera pris au piège par la martensite qui se forme en quelques
millisecondes, et on observera des structures semblables à celles des Figs 4.18 et 4.19.
14.
Si les aciers sont trempés à température constante dans un bain salé et assez
rapidement pour que l'austénite ne se décompose pas, alors l'austénite se transforme de
manière isotherme, à température constante. Cette transformation isotherme des aciers a été
largement étudiée et il a été découvert que la formation de l'un ou des produits de l'austénite
dépend de la température de trempe et du %C de l'acier, voir Fig. 4.22.

L'essentiel du Chapitre 5
1.
Les propriétés mécaniques des métaux sont déterminées grâce à un essai mécanique.
Ce test, en soumettant une éprouvette à un étirement (traction), permet de mesurer
l'accroissement fractionnaire de la longueur du matériau, Fig. 5.1. Les résultats apparaissent
sous la forme d'une courbe où la contrainte (Force / Surface) correspond à l'axe vertical et la
déformation (changement fractionnaire de longueur) à l'axe horizontal. Lors de petites
déformations, l'éprouvette est élastique et reprend sa forme originale lorsque la tension est
relâchée. Au-delà d'une contrainte appelée limite d'élasticité, l'éprouvette commence à se
déformer: lorsque la tension est relâchée, l'étirement est irréversible. En étirant l'éprouvette
jusqu'au point de rupture, on atteint une contrainte maximum sur le diagramme, appelée
contrainte de traction ou résistance ultime à la traction.
2.
Lors d'un essai de flexion, les métaux qui plient beaucoup avant de rompre sont dits
ductile, à l'opposé des métaux cassants qui rompent avant toute flexion importante. Lors d'un
essai mécanique, une bonne ductilité est caractérisée par un important % d'élongation et/ou %
de réduction. Le pourcentage d'élongation représente 100 fois la modification fractionnaire
totale de la longueur après rupture lors de l'essai mécanique. Le pourcentage de réduction sur
une zone représente 100 fois la réduction de la zone de rupture finale par rapport au diamètre
original de l'éprouvette.
3.
On résume souvent les propriétés mécaniques en listant la résistance à la tension
(force), la résistance à la traction et l'élongation, comme dans le Tableau 5.1. Aux Etats-Unis,
la solidité est souvent donnée en psi (livre par pouce carré) ou en ksi (milliers de livres par
pouce carré). Les données du tableau 5.1 montrent que la teneur en carbone de l'acier carbone
ordinaire, qu'il soit refroidi à l'air (normalisé) ou laminé, passe de 0,2 à 0,95%, que la
résistance à la traction augmente de 65 à 145 ksi et que le % d’élongation diminue de 35 à
9%. Lorsque l'on augmente la solidité d'un métal ou d'un alliage, on observe quasiment à
chaque fois une perte de ductilité.
4.
Les tests de dureté évaluent les propriétés mécaniques en créant un choc entre un
pénétrateur, souvent du diamant, et la surface d'un métal : on mesure alors la profondeur de la
pénétration (test Rockwell) ou la taille de l'empreinte laissée par le pénétrateur (tests Brinell et
Vickers). Le tableau 5.2 dresse la liste des différents tests et des conditions permettant de les
sélectionner.
5.
Il existe une corrélation, dans les aciers trempé et revenus, entre la contrainte de
rupture et la dureté. La figure 5.7 présente la courbe de cette corrélation pour la dureté
Rockwell C, appelée indice HRS. Il est courant de traiter thermiquement les aciers d'indice
HRS de 45 et plus, correspondant à des résistances aux tractions de 215 ksi et plus. Quand on
les compare aux alliages les plus solides du marché (Al, Cu et Ti, respectivement 83, 177 and
190 ksi), il apparaît que les aciers sont clairement plus solides que tous ces alliages.
6.
Tous les métaux CCC, comme les métaux ferritiques, ont le même défaut: à basse
température, ils rompent de manière cassante, contrairement à leur rupture ductile normale à
plus haute température. La DBTT (température de transition ductile-cassant) correspond à la
température en-dessous de laquelle on observe une rupture cassante. Les valeurs de la DBTT
peuvent être mesurées grâce aux essais mécaniques mais elles sont beaucoup plus faibles que
lorsque la transition se produit dans des pièces en acier complexe . Un essai de flexion par
choc sur éprouvette entaillée Charpy révèlent une DBTT correspondant plutôt bien aux

valeurs obtenues sur le terrain. L'essai de flexion par choc sur éprouvette entaillée Charpy
mesure l'énergie nécessaire pour briser la barre entaillée et les données comme celles de la
Fig. 5.9 montrent que la DBTT dans les aciers carbones augmente avec le %C.
7.
Le terme dureté est couramment utilisé pour mesurer la capacité d'un métal à rompre
de manière non cassante. Les pages 43 et 44 indiquent quatre techniques permettant
d'améliorer la dureté et également comment distinguer à la surface de la cassure une rupture
cassante d'une rupture ductile.
8.
Les atomes de fer présents dans un acier ferritique sont placés dans les coins et au
centre des petits cubes à corps centré qui composent les grains. Avant toute contrainte, il
existe une distance moyenne de séparation des atomes dans les cubes que contient. Une
contrainte de traction augmente cette distance, tandis qu’une compression la réduit. Des
contraintes résiduelles apparaissent dans les aciers lorsque, dans certaines régions de l’acier,
les atomes sont en moyenne plus près les uns des autres (contrainte de compression
résiduelle) ou plus éloignés (contrainte de traction résiduelle) que lors d’un état normal sans
contrainte.
9.
Des contraintes résiduelles peuvent apparaître dans l'acier durant les traitements
thermiques qui comportent une trempe, en particulier lorsque de la martensite se forme
uniquement à la surface d'un acier trempé. La densité de la martensite est moindre que celle
de l'austénite dont elle est issue. Donc, lorsqu'un volume donné d'austénite se transforme en
martensite, le volume de martensite augmente. Lorsqu'il se forme une couche de martensite à
la surface d'une barre, l'intérieur de la barre freine son expansion et compresse ses atomes,
créant ainsi une contrainte de compression résiduelle en surface. En général, une couche de
martensite se forme en surface lors d'une trempe à la flamme ou d'une trempe par induction :
les couches de surface sont rapidement chauffées jusqu'à la plage de température austénitique
précédent la trempe. La figure 5.15 montre que d'importantes contraintes de compression de
surface (de l'ordre de 70 à 100 ksi) peuvent être obtenues grâce à une trempe par induction.
10.
Les contraintes de compression de surface sont un avantage pour la dureté,
puisqu'elles empêchent la formation et le développement de fissures en surface. La contrainte
de compression se soustrait à toute contrainte de traction et réduit la contrainte de traction
nette aux extrémités des criques. (Le verre revenu de la vitre de votre voiture est un exemple
des avantages qu'il y a à produire des matériaux dotés de contraintes de compression de
surface.)
11.
La rupture par fatigue est un type de rupture qui apparaît dans les pièces métalliques
sujettes à une charge cyclique. La contrainte appliquée en surface d'un essieu chargé subit
alternativement tensions et compressions à chaque rotation de l'axe, voir Fig.5.13. La
géométrie d'une extrémité de crique entraîne une concentration de la contrainte à cette
extrémité. Ainsi, la contrainte de surface augmente localement à l'extrémité de toute crique
présente en surface, pouvant provoquer de petits élargissements des criques à chaque rotation
jusqu'à ce qu'une rupture se produise. Une telle rupture par fatigue peut être réduite de
manière importante grâce aux contraintes résiduelles de surface, qui se soustraient aux
contraintes de traction à la surface de la pièce.

L'essentiel du Chapitre 6

1.
Aux États-Unis, le code utilisé pour classer les différents aciers a été développé par
l'American Iron and Steel Institute (l'Institut Américain du Fer et de l'Acier) et les
compositions de tous les aciers forgés sont précisées dans leur numéro AISI. Comme l'indique
le Tableau 5.2, les numéros AISI des aciers carbone ordinaires ont la forme 1XXX: les 2
derniers chiffres indiquent la composition carbone et le deuxième indique s'il y a eu ajout d'un
surplus de sulfure ou de manganèse (Mn). Le manganèse est présent dans tous les aciers. On
ne peut trouver la quantité de Mn présent dans un acier que dans un tableau de composition, le
code AISI ne comprenant pas ces informations.
2.
Comprendre la composition des aciers nécessite une connaissance minimale des
symboles chimiques utilisés pour indiquer les différents éléments d'alliage et les éléments
impurs présents dans les aciers. Les symboles de tous les éléments naturels sont inscrits dans
le tableau périodique du Tableau 6.1 (page suivante), que tout élève étudie en cours de chimie
au lycée. Les éléments d'alliage et les éléments impurs importants des aciers sont hachurés
dans le Tableau 6.1.
3.
Aux aciers alliés courants ont été ajoutés un ou plusieurs des 3 éléments Cr (chrome),
Mo (molybdène) ou nickel: on les appelle ici aciers AISI faiblement alliés. Le tableau 6.4
indique la composition des plus importants de ces aciers. On peut regrouper les aciers en 3
groupes: Les aciers Mo, 4xxx, les aciers Cr, 5xxx et les aciers à triple alliage, 8xxx. A
nouveau, les 2 derniers chiffres indiquent le %C de l'acier. Comme indiqué dans le Tableau
6.4, la signification du deuxième chiffre varie de manière irrégulière.
4.
Le manganèse est présent dans tous les aciers afin de réduire les problèmes causés par
la fragilisation du sulfure. Le sulfure est un atome impur des aciers et qui, pour des raisons
économiques, ne peut pas être enlevé. Ajouté au fer il forme un composé, FeS, qui fond aux
températures élevées du laminage de l'acier. Le FeS fondu humidifie les joints de grains de
l'austénite: les joints de grains deviennent cassants et rompent lors des déformations à chaud;
on appelle ce phénomène dureté à chaud. L'ajout de Mn remplace le composé de sulfure de
fer, FeS, par un composé de sulfure de manganèse, MnS, qui ne fond pas aux températures
élevées du laminage et règle de manière économique le problème de dureté à chaud.
5.
Dans les aciers forgés, les petites particules de MnS s'allongent et forment des
"filaments" qui suivent la direction de la déformation, comme l'illustre l'acier 1144 resulfuré
de la Fig. 5.6. Les "filaments" de MnS sont des inclusions dans l'acier. Ils n'ont que peu d'effet
sur la dureté de l'acier en ce qui concerne sa déformation en longueur (la direction des
filaments), mais ils peuvent réduire drastiquement la dureté en ce qui concerne sa déformation
en largeur (à angle droit des filaments).
6.
L'ajout de Mn et les ajouts des éléments d'alliage Cr, Mo et Ni modifient la position
des lignes de transformation A3, A1 et Acm sur le diagramme de phases binaire Fer-Cr.
L'équation de la page 55 montre que la ligne A1 baisse sous l'action de Mn, monte sous
l'action de Cr et Ni, et n'est pas affectée par Mo dans les aciers de type 4xxx. Tous ces ajouts
réduisent la teneur en carbone de la perlite, qui passe en-dessous de 0.77%. En général ces
déplacements sont minimes et peuvent êtres ignorés lors du choix des traitements thermiques.
Cependant, ils ne doivent pas être négligés lorsque la teneur en éléments d'alliage augmente,
comme l'illustre le traitement thermique de l'acier 52100 page 55.

L'essentiel du Chapitre 7
1.
La diffusion est un processus qui permet aux atomes de carbone de migrer à l'intérieur
du fer à l'état solide. Un atome de fer se dissout sans le fer en se logeant dans les espaces
(interstitiels) séparant les atomes de fer, de taille plus importante. Si on augmente la
température, les atomes se mettent à vibrer, à tel point qu'ils sautent souvent vers l'espace vide
le plus proche. S'il y a plus d'interstitiels libres à droite qu'à gauche, les atomes de carbone
amorcent une migration très nette vers la droite. Par conséquent, le phénomène de diffusion
engendre une migration des atomes des zones à forte concentration vers les zones à faible
concentration.
2.
Tout atome étranger dissout dans le fer peut se déplacer par diffusion. La migration se
fait toujours depuis une forte concentration vers une faible concentration d'atomes étrangers:
si on chauffe une barre de fer sur laquelle on a placé du charbon, les atomes de carbone du
charbon vont se diffuser dans la barre de fer en suivant cette même logique (forte
concentration en carbone vers faible concentration en carbone). De la même façon, si on
chauffe une barre d'acier à l'air libre et que les atomes de carbone se détachent de sa surface
par oxydation en formant des molécules de dioxyde de carbone, la concentration de carbone
près de la surface baisse, attirant d'autres atomes de carbone vers la surface, créant ainsi une
couche décarburisée près de la surface.
3.
La vitesse de diffusion est exprimée par un chiffre appelé "coefficient de diffusion":
D. Grâce à l'équation 7.1 de la page 60 on peut estimer le temps nécessaire à un atome pour
migrer sur une distance d.
4.
La température influe beaucoup sur les vitesses de diffusion. Des expériences ont pu
mettre en évidence la corrélation entre l'augmentation de D et celle de la température. La
Figure 7.4 donne les résultats de la diffusion du carbone dans le fer. Il faut 9,3 heures à un
atome de carbone pour parcourir une distance de 1mm à 1500°F, contre seulement 18 minutes
à 2100°F. Avec une température de forge de 2100°F, la migration d'un atome de carbone entre
deux bandes d'une lame en damas forgée (ce qui représente une distance d'environ 100
microns, soit environ 0,004 pouces ou 4 mm) ne dure que 11 secondes.
5.
Les éléments d'alliage majeurs dans l'acier (Cr, Mo, Ni et Mn, présent dans tous les
aciers) sont de tailles très similaires aux atomes de fer. Leur grande taille les empêche de
s'introduire dans les petits interstitiels (cavités) entre les atomes du fer solide. Par conséquent,
ces atomes ont beaucoup plus de mal à migrer par diffusion dans les aciers, ce que confirment
leurs très faibles valeurs de diffusion. Par exemple, la Fig. 7.5 indique qu'un atome de Cr met
au moins 1000 ans pour migrer d'1mm dans une austénite à 1500°F (816°C) tandis qu'un
atome de carbone mettra seulement 9,3 heures. Voir aussi le tableau au-dessus.
6.
Cette grande différence de valeurs de diffusion entre le carbone et les éléments
d'alliage courants constitue un facteur essentiel dans le traitement thermique de l'acier. Il
permet de déplacer les atomes de carbone sans modifier en profondeur la répartition des
matériaux d’alliage.
7.
La carburation et la décarburation, deux processus importants dans le traitement
thermique de l'acier, dépendent aussi de la diffusion des atomes de carbone dans le fer: la

carburation nécessite l'ajout d'atomes de carbone à la surface d’une barre de fer ou d'acier,
tandis que la décarburation nécessite qu'on en retire.
L'ajout ou retrait de carbone à la surface de la barre est possible grâce à une réaction gazeuse
à base de monoxyde de carbone, CO et de dioxyde de carbone, CO2. Lors d'une carburation,
on ajoute des atomes de carbone à la surface et ils se propagent à l'intérieur de la barre. Lors
d'une décarburation, les atomes supplémentaires de carbone migrent depuis l'intérieur vers
l'extérieur de la barre.
8.
La combustion du charbon produit un mélange de CO de carbone et de CO2, comme le
montre l‘équation 7.2 de la réaction chimique, p.63. On retrouve ces 2 gaz en tant que
produits de réaction dans des fours fonctionnant au méthane (gaz naturel) ou au propane. Si
la teneur en CO2 dépasse environ 1%, le gaz brûlant décarburera l’acier.
Mais dans le cas d’une réduction appropriée du pourcentage de CO2, les gaz chauds
carbureront l’acier.
Il est possible de calculer le pourcentage de CO2 qui permet d’obtenir un gaz neutre,
n’engendrant ni carburation ni décarburation. Comme le montre la Fig. 7.6, les valeurs du %
neutre de CO2 dépendent à la fois de la température et de la quantité de carbone dans l’acier.
9.
Beaucoup de pièces industrielles en acier, comme les dents d’engrenage et les fusées
d’essieu, sont soumises à un traitement thermique par carburation: elle augmente localement
la dureté de la surface sur une petite distance d’environ 1mm (soit 0,04 pouces).
L’utilisation d’aciers pauvres en carbone, tels que le 1020 ou le 8620, est courante. Après la
trempe et le recuit, on obtient une martensite riche en carbone sur la surface et dont l'intérieur
peut être composé soit d'une martensite pauvre en carbone, soit de bainite/perlite. Comme le
montre la Fig. 4.12, la surface riche en carbone sera plus dure que l'intérieur, pauvre en
carbone. Par conséquent, on obtient une pièce d’une grande dureté, parfaitement résistante à
l’usure, composée d'un intérieur à la ténacité élevée.

L'essentiel du Chapitre 8
1.
Les grains d’acier, mentionnés plus haut dans la Fig. 1.2, ont une forme
tridimensionnelle qu'illustrent bien les bulles de savon, comme en Fig. 8.1(a). De la même
manière, on peut se les représenter comme les bulles qui se forment quand on vide rapidement
une bouteille de bière, Fig. 8.1(b).
2.
La taille du grain est donnée par son indice de taille ASTM. Les grands indices,
autour de 10 par exemple, correspondent à de petits grains, tandis que les petits indices,
autour de 2 par exemple, correspondent à de grands grains. Pour les détails, voir le Tableau
8.1.
3.
Une austénite chauffée à des températures plus élevées que nécessaire voit la taille de
ses grains augmenter: on appelle ce processus croissance de grain. Elle est provoquée par les
tension de surface dans les joints des grains, qui provoquent la réduction des petits grains et la
croissance des gros. L'étude du comportement des bulles d’eau (qui en sont un bon modèle)
dans une bouteille de bière vidée rapidement permet de se la représenter. La croissance de
grain est très rapide lorsqu'on augmente la température, et moins rapide lorsque cette
augmentation se fait sur un laps de temps important, voir Fig. 8.3.

4.
Une taille de grain qui diminue améliore la ténacité de l’acier. Il est donc primordial
de réaliser des traitements thermiques à une température aussi basse que possible afin de
limiter la croissance de grain de l’austénite.
5.
Il est possible de réduire drastiquement la taille des grains d'un acier par un traitement
thermique cyclique où la température fluctue au-dessus des valeurs de Ac3 (et/ou Ac1) et endessous des valeurs de Ar1. A chaque chauffage se forme une nouvelle série de grains
d’austénite, tandis qu'à chaque refroidissement se forme une nouvelle série de grains de
ferrite/perlite. La réduction de la taille des grains est plus importante si les vitesses de
chauffage et de refroidissement sont rapides, ce que permet une trempe en bain de sel. Elle est
également plus importante lorsque la température maximale est maintenue le plus bas
possible. Des grains d’aciers ultrafins sont faciles à obtenir: comparez les valeurs du tableau
8.2 à celles du Tableau 8.1.
6.
Il est aussi possible d’obtenir une nouvelle série de grains grâce au processus de
recristallisation. Pour ce faire, il faut d'abord déformer franchement l'acier et ensuite le
chauffer. Cette déformation provoque des irrégularités ( déplacement de séries d'atomes de
leur positions à énergie faible) à l'intérieur des grains, qui emmagasinent plus d'énergie. Le
chauffage qui suit produit une nouvelle série de grains sans défaut puisqu'ils contiennent
moins d'énergie. Ces nouveaux grains, exempts de toute déformation, se forment à une
température appelée "température de recristallisation". Elle dépend de l'ampleur de la
déformation subie au préalable, comme le montre la Fig. 8.7.
7.
Lorsqu'on forge de l'austénite à haute température, la recristallisation intervient
souvent pendant le forgeage, lorsque le métal se déforme dans les estampes. On parle alors de
recristallisation dynamique. Les défauts qui se forment lors de la déformation rendent les
grains plus durs, plus solides, et cassants. Les nouveaux grains, sans défauts, issus de la
recristallisation sont plus lisses et ductiles. La recristallisation dynamique permet donc de
déformer l'austénite de manière importante sans la rendre cassante, et en même temps
d'obtenir des grains plus fins.
8.
Les éléments d'alliage de l'acier peuvent être divisés en 2 catégories: les éléments
chimiquement réactifs, à gauche de Fe dans le tableau périodique (Fig. 8.8), et les éléments
non-réactifs, à droite de Fe dans le tableau. Les éléments réactifs formeront des composés,
sous forme d'infimes particules dans l'acier. Ils réagissent en présence de C, N, O et S et
forment des carbures, nitrures, oxydes et sulfures que l'on nomme aussi "inclusions".
9.
L'ajout d’éléments d'alliage peut réduire de manière spectaculaire la croissance de
grain de l'austénite. A l'origine de cette réduction: différents effets au sein des éléments
d'alliage réactifs et non-réactifs.
10.
Si on peut faire en sorte que les particules formées par les éléments réactifs soient très
petites, elles réduiront la croissance de grain de l'austénite jusqu'à ce que la température soit
suffisamment élevée pour qu'elle les dissolvent ou qu'elle les faire grossir (épaissir). Les
éléments réactifs des 2 colonnes à gauche du Tableau 8.8, ajoutés en infimes quantités
(comme 0,04%), sont très efficaces pour réduire la croissance de grain. Ces composants
constituent la base des aciers HSLA (High Strength Low Alloy - faiblement allié à haute
résistance) relativement récents, voir Fig. 8.10 et commentaires.
11.

Les éléments les moins réactifs, tels que les habituels Ni, Mn, Cr et Mo, provoquent

un ralentissement de la croissance de grain en se concentrant dans les joints de grains
d'austénite. Ils se retrouvent alors pris au piège dans les joints de grains et entrainés avec eux
dans leur mouvement, ralentissant ainsi la croissance de grain. Ce phénomène est illustré en
Fig. 8.12: elle compare la croissance de grain à 1850 °F dans deux aciers à environ 0,2%C :
un acier carbone ordinaire et un acier faiblement allié Cr-Mo-Ni.

L'essentiel du Chapitre 9
1.
C'est la formation de martensite à partir de l'austénite qui durcit les aciers trempés. La
dureté de la martensite dépend de sa teneur en carbone : plus il est élevé, et avoisine les 0.8%,
plus l'acier est dur. Voir Fig. 4.12.
2.
L'ajout d'éléments d'alliage, tels que Mo, Cr, Ni, et Mn n'augmente PAS la dureté de la
martensite. En revanche il augmente la trempabilité de l'acier.
3.
Si l'un des 3 produits issus de la trempe de l'austénite, (la ferrite, la perlite ou la
bainite) se forme avant la martensite, il lui fera obstacle et la dureté de l'acier en sera
diminuée. Les éléments d'alliage ralentissent la formation des 3 produits de trempe. Ils
permettent donc la formation de martensite à des taux de refroidissement plus lents.
4.
Le refroidissement est toujours plus lent au centre des barres trempées. Les éléments
d'alliage permettent à la martensite de se former à des vitesses de refroidissement plus lentes:
ils augmentent ainsi, dans une barre trempée, la profondeur où se forme 100% de martensite.
C'est ce que nous voulons exprimer lorsque nous disons que les éléments d'alliage augmentent
la trempabilité. La Figure 9.1 illustre l'effet d'un l'ajout de 0,8% de Cr sur la trempabilité d'un
acier contenant 0,6% de Carbone.
5.
Le taux d'amélioration de la trempabilité grâce à un élément d'alliage se mesure par la
capacité de ce dernier à freiner la formation des 3 produits de trempe (ferrite, perlite, bainite).
Les diagrammes de transformation isotherme (IT) opposent la température de trempe et le
laps de temps nécessaire, après une trempe, pour que commencent à se former la ferrite,
(courbe Fs), la perlite, (courbe Ps), et la bainite (courbe Bs). Plus les intervalles sont grands
plus, meilleure est la trempabilité.
6.
Les laps de temps peuvent être augmentés (renforcement de la trempabilité) par: (1)
une augmentation du %C dans les aciers hypoeutectoides, (2) une augmentation du % des
éléments d'alliage ajoutés et (3) une augmentation de la taille de grain de l'austénite. La taille
de grain étant la clé d'une meilleure ténacité, il est important d'avoir recours aux éléments
d'alliage dans les aciers à grains fins, afin de regagner la perte de trempabilité occasionnée par
une finesse de grains plus importante. La Fig. 9.6 illustre le manque de trempabilité d'un
acier carbone 1086 ordinaire à grains fins par rapport à un acier d'alliage 5160 à grains fins.
7.
Les courbes de transformation isotherme (IT) imposent une trempe extrêmement
rapide de l'acier afin que, même en son centre, la température chute à la valeur isotherme
avant que l’un des 3 produits de trempe se forme dans l’austénite. Par conséquent, les
diagrammes IT ne sont utiles que dans le cas d’échantillons minces. Un second type de
diagramme de refroidissement, le diagramme de refroidissement continu (CT), peut

s'appliquer aux aciers refroidis plus lentement: ce phénomène apparaît près du centre dans les
échantillons d'acier dont la section est épaisse.
8.
Tout comme les courbes IT, les courbes CT indiquent également les courbes de
démarrage pour la ferrite, perlite et bainite. Cependant, elles indiquent en plus les courbes de
refroidissement pour les aciers refroidis à des vitesses de refroidissement de plus en plus
élevées. En mesurant la vitesse de refroidissement d'un acier, puis en identifiant la vitesse de
refroidissement correspondante sur le diagramme, il est possible d'estimer le début de
formation des 3 produits de trempe (ferrite, perlite ou bainite).
9.
Parmi les publications, la plupart des diagrammes IT, comme par exemple ceux de la
figure 9.3, et beaucoup de diagrammes CT indiquent les courbes de début de formation sans
préciser de quels produits de trempe il s’agit. En ce qui concerne les diagrammes IT des aciers
carbone ordinaires, la Fig. 4.22 peut permettre une bonne estimation des zones de température
sur les courbes spécifiant les débuts de formation de la ferrite, perlite ou bainite. Par exemple,
la Fig. 9.7 correspond au diagramme IT sans légende de l'acier 1080 (Fig. 9.3) : Ps et Bs ont
pu être placées aux bons endroits.
10.
Les diagramme IT fournissent également des courbes indiquant les fins de formation
des produits de trempe. Elles indiquent ainsi l'instant où toute l'austénite de départ s'est
transformée en produits de trempe (ferrite, perlite, bainite) ou en une combinaison de ceux-ci.
Ces courbes sont en général identifiées par un f en indice, comme le montrent l'aboutissement
de la perlite (Pf) et celle la bainite (Bf) en Fig. 9.7. D’autre part, les diagrammes IT incluent
souvent une ligne en pointillés indiquant la transformation de 50% de l’austénite en l’un des 3
produits de trempe.
11.
Les diagrammes CT présentent une série de lignes en pointillés qui indiquent la
progression de la transformation de l’austénite. Par exemple, les lignes en pointillés du
diagramme 5140 de la Fig. 9.9 indiquent les phases où 1%, 10%, 50%, 90% et 99% de
l’austénite se transforme.
12.
Une autre forme de diagramme CT a été développée en Angleterre : elle se concentre
sur le processus de transformation au cœur-même de barres d'un diamètre donné. Vous
rencontrerez ces diagrammes dans l'ouvrage en ref. [9.3]. Ce type de diagramme est présenté
en Figure 9.11 et le texte indique comment les lire.
13.
L'essai Jominy (essai de trempabilité) mesure la dureté d'une barre lors d'un transfert
thermique contrôlé, et ce tous les 1/16 de pouce à partir d'une extrémité préalablement
trempée. On constate la formation de Martensite à l’extrémité trempée. En s'éloignant de cette
extrémité et alors que la vitesse de refroidissement diminue, on observe la formation des 3
produits de trempe (bainite, perlite et ferrite). C’est la composition de l’acier qui conditionne
l’ordre de formation des produits de trempe. Ce test permet de mesurer la trempabilité d’un
acier d'un point de vue qualitatif. Les aciers de grande dureté maintiendront 100% de
martensite à de plus grandes distances de l’extrémité trempée: ils resteront par conséquent
plus durs à plus grande profondeur sous une surface trempée. La Figure 9.14 illustre ce
phénomène en comparant les indices de trempabilité Jominy pour un acier 1060 et un acier
5160. L’acier 5160 est un acier 1060 enrichi de 0,8% de Chrome.
14.
L’essai de trempabilité Jominy par trempe en bout peut révéler l’influence des
conditions d’austénitisation sur la dureté. Par exemple, la Fig. 9.15 révèle le résultat

spectaculaire obtenu sur un acier 5160 lorsque la température d'austénitisation est augmentée
de 850 à 950 °C ( de 1562 à 1742 °F): ce résultat est dû à la lente homogénéisation du Cr à
l'intérieur de l'austénite après la dissolution des carbures, riches en chrome. Cette
homogénéisation provient du faible coefficient de diffusion du Cr dans l'austénite.
15.
Grâce aux indices Jominy de trempe en bout, il est possible d'émettre des hypothèses
quant à la dureté des barres pour différentes profondeurs radiales et en fonction des types de
trempe, comme une trempe à l'eau (trempe rapide) ou une trempe à l'huile (trempe lente). Les
résultats de ces d'estimation sont disponibles sous forme graphique pour de nombreux aciers
en ref. [9.3], comme celui de l'acier 5160 en Fig. 9.16. En plaçant sur ce graphique les indices
Jominy d'une barre 5160 et en reliant le diamètre de la barre (indiqué en haut du tableau) à
une dureté donnée, le tableau prévoit 3 positions radiales (centre, surface et 3/4 à partir de
centre) où cette dureté se manifestera, que ce soit pour une trempe à l'huile ou une trempe à
l'eau. Une possible application serait de déterminer le diamètre de barre maximal qui puisse
permettre une "trempe à cœur", soit 100% de martensite au centre de la barre. La courbe
Jominy du bas indique une dureté à 60 HRC à l'extrémité trempée, là où il y a 100% de
martensite. Elle indique également que cette dureté se maintient sur une distance Jominy
maximale de JD = 3 (soit 3/16 pouces). En traçant une ligne reliant JD = 3 et le haut du tableau,
et en lisant les diamètres des lignes intitulées "center", on constate qu'il devrait se former
100% de martensite au centre d'une barre de 0,6 pouce trempée à l'huile, et au centre d'une
barre de 0,95 pouce trempée à l'eau. Ce résultat montre que passer de la trempe à huile à la
trempe à l'eau permettrait d'augmenter le diamètre maximal durci à cœur de 0,6 à 0,95 pouce.
16.
Le H à la fin du code AISI d'un acier, comme le 5160H en Fig. 9.16, signifie que
l'entreprise sidérurgique atteste que la composition et la taille de grain de cet acier
placent son indice Jominy dans la bande de trempabilité normale de cet acier. Les deux
courbes de la Fig. 9.16 indiquent la bande de trempabilité du 5160H. Les courbes des bandes
de trempabilité correspondant aux différentes aciers AISI sont disponibles aux références
[9.3] et [9.4], ainsi que dans beaucoup d'autres sources.

L'essentiel du Chapitre 10
1.
La plupart des aciers trempés subissent un revenu parce que leur ténacité à l'état brut
de forge est généralement très faible. Le revenu (chauffage à basse température pendant
environ une heure) accroît fortement la ténacité et la ductilité, au détriment de la limite
d'élasticité et de la résistance à la traction. Les Figures 10.2 et 10.3 illustrent ce phénomène.
2.
Pendant le revenu, la martensite entame sa décomposition en ferrite et carbures. Aux
températures de revenu les plus basses, on observe la formation de fins carbures métastables
(généralement des carbures Epsilon, Fe 2.4 C): c'est la première phase de revenu. À des
températures plus élevées, ils sont remplacés par les carbures habituels (cémentite, Fe3C) :
c'est la phase 3. Aux températures intermédiaires, en cas de résidus austénitiques, la
martensite se décompose: c'est la phase 2.
3.
Les tests de résistance à éprouvette entaillée, tels que les essais Charpy ou Izod, sont
les meilleurs moyens pour mesurer la ténacité. Ces tests, Fig. 10.4, montrent que
l'augmentation du %C au-dessus de 0,4% environ fait dangereusement chuter la ténacité après
le recuit. Ce phénomène, ajouté au fait que 0,4%C permet d'obtenir un acier trempé et revenu

très solide, explique pourquoi le %C de la plupart des aciers utilisés dans les machines
industrielles ou commerciales (camions, voitures) est limité à 0,4%.
4.
Les aciers à plus forte teneur en carbone sont largement utilisés pour leur meilleure
résistance à l'usure. Cette résistance à l'usure est due à la présence de carbures, dont la dureté
est supérieure à celle de la martensite. Les carbures favorisant la fragilisation, on atténue ce
phénomène en empêchant aux carbures de grossir. Les aciers carbone ordinaires comme le
1080 et le 1086 ont une meilleure résistance à l'usure grâce aux carbures très fins produits en
phase 1 du revenu. Ces aciers sont largement utilisés pour les machines de débroussaillage et
de labourage. Les aciers de roulement comme le 52100 ainsi que les aciers à outils sont traités
thermiquement afin de créer des réseaux de petites particules de carbures. Bien que de taille
réduite (environ un micron), elles restent quand même bien plus grosses que celles des
carbures produites en phase 1 du revenu.
5.
Deux phénomènes de fragilisation peuvent survenir durant la trempe de l'acier. Le
premier, appelé "tempered martensite embrittlement" (TME), survient lors d'un revenu entre
500 et 650°F: il faut donc éviter cette plage de températures durant le revenu.
Le second phénomène, appelé "temper embrittlement" (TE) survient lors d'un revenu entre
1000 et 1200 °F. On l'évite facilement grâce à un durcissement par trempe.
6.
La résistance des aciers trempés diminue lors du revenu. Les fins réseaux de carbure
qui se forment durant la phase 1 du revenu produisent un effet de renforcement ayant
tendance à réduire la vitesse à laquelle la résistance diminue. L'augmentation de la
température de trempe provoque le développement (épaississement) des fines particules de
carbure, réduisant leur potentiel de renforcement. L'ajout d'éléments d'alliage réactifs propices
à la création de carbures, tels que Cr ou Mo ralentit l'épaississement des carbures et permet un
renforcement (dureté) plus important après le revenu, comme l'illustre la Fig. 10.6. Ce
ralentissement de l'épaississement est dû aux faibles vitesses de diffusion des éléments
d'alliage dans l'austénite: ils sont difficiles à extraire des carbures et leur permettent ainsi de
conserver une petite taille à des températures élevées.
7.
Un avantage de taille des aciers AISI faiblement alliés par rapport aux aciers carbone
ordinaires est donc sa meilleure réaction au revenu. Cette amélioration apparaît sous la forme
d'une augmentation de la dureté (ou résistance correspondante) à un même niveau de ductilité.
L'ajout de 0.8% Cr transforme un acier 1060 en un acier 5160 faiblement allié. Comme le
montre la Fig. 10.8, le 5160 possède une dureté à 43 HRC après un revenu pour une ductilité à
42% A (allongement), tandis que celle du 1060 est de 34 HRC (résistances à la traction de
202 ksi contre 152 ksi). A l'inverse, après un revenu visant un indice HRC de 32, la ductilité
du 5160 dépasse celui du 1060 en atteignant 52% A contre 43 % A. Cette amélioration est due
au faible ajout de Cr, qui réduit la vitesse d'épaississement des petits carbures formés durant la
phase 1 du revenu.
8.
Les carbures qui se forment au sein des aciers AISI faiblement alliés du Tableau 6.4
sont les carbures epsilon et cémenté: ils intègrent les éléments d'alliage et transforment les
carbures (Fe2.4C en M2.4C ou Fe3C en M3C, où M = Fer + X et X = Cr et/ou Mo). Dans les
aciers fortement alliés, comme les aciers d'outillage, de plus grandes quantités d'éléments
propices à la formation de carbures (comme le Mo) sont ajoutées et produisent, lors du
revenu, des carbures natifs de cet élément et différents de M2,4C ou M3C. Ces carbures natifs,
tels que le Cr23C6 ou le Mo2C, résistent à l'épaississement lors de températures plus élevées et
peuvent souvent engendrer une solidité plus importante que celle d'un état brut de forge lors

d'un revenu à des températures à peine plus élevées que celles d'une chaleur rouge, autour de
500 °C (932 °F), voir Fig. 10.9.
9.
La solidité et la dureté diminuent lors du revenu si (1) la température de revenu ou (2)
la durée de revenu augmentent. En ce qui concerne les aciers AISI faiblement alliés, cette
réduction est nettement plus influencée par la température de revenu. Comme le montre la
Fig. 10.10, prolonger d'1 à 4 heures le revenu d'un acier 1045 réduit la dureté de seulement 1
unité HRC, contre 5 pour une augmentation de 100 °F de la température de revenu. C'est pour
cela que la plupart des graphiques de revenu de la réf. [10.4] opposent la dureté d'un acier
trempé à la température de trempe, sans le facteur temps. Dans ces cas-là, on peut supposer
sans risque que le revenu était d'1 heure.

L'essentiel du Chapitre 11
1.
À température ambiante, la plupart des aciers sont composés d'un mélange de ferrite et
de cémentite: la cémentite s'y retrouve sous forme de lamelles et forme de la perlite, ou sous
forme d'infimes particules. La ferrite et la cémentite ne possèdent pas les mêmes composition
en atomes de carbone et en atomes d'éléments d'alliage. Par exemple, la cémentite contient
6,7%C contre seulement 0,02%C pour la ferrite, ce qui constitue une différence de taille. Pour
les éléments d'alliage formant des carbures (comme Cr et Mo), les différences de
concentration en Cr et Mo contenus dans la cémentite et la ferrite est moindre que celle du
carbone mais pas forcément négligeable. De ce fait, lorsque les aciers sont chauffés pour
obtenir de l'austénite, cette dernière hérite d'une distribution non-uniforme des atomes de
carbone et d'éléments d'alliages. Il est préférable d'uniformiser cette distribution avant la
trempe. L'homogénéisation de cette austénite fraîchement formée (en respectant les
concentrations en carbone et en éléments d'alliage) est donc une étape essentielles de la phase
d'austénitisation.
2.
Deux processus essentiels interviennent durant l'austénitisation des aciers :
(1) L'homogénéisation de la composition en carbone et en éléments d'alliage dans l'austénite
fraîchement formée, et (2) la croissance des nouveaux grains d'austénite. L'augmentation de la
température d'austénitisation accélère l'homogénéisation et la croissance de grains. Améliorer
la dureté nécessite des grains de petite taille: la température d'austénisation est donc réglée
pour un équilibre entre ces deux processus. La réf. [11.1] indique les températures
d'austénitisation recommandées pour une dureté standard de quasiment tous les aciers
commerciaux.
3.
Le contrôle de l'homogénéisation se fait grâce à la vitesse de diffusion du carbone et
des éléments d'alliage dans l'austénite. Durant l'homogénéisation, ces atomes doivent migrer
du centre des zones de cémentite jusqu'aux centres des zones de ferrite. Le temps
d'homogénéisation varie selon: (1) Le coefficient de propagation des atomes, D, et (2) la
distance sur laquelle doivent migrer les atomes, d. Les effets de ces deux variables sont
importants. Si la température augmente, D augmente rapidement et le temps
d'homogénéisation chute. Si d (la distance entre le centre des zones de cémentites et celui des
plus grandes zones de ferrite) augmente, le temps d'homogénéisation augmente rapidement.

La figure 11.2 montre la variation du temps d'austénitisation nécessaire pour obtenir une
homogénéisation du carbone en fonction de la température et de la distance de diffusion.
4.
Lors de l'austénitisation d'un acier contenant de la perlite et de la ferrite, le processus
d'homogénéisation se déroule en deux temps : Tout d'abord, la perlite se transforme en
austénite homogène de même composition (0,77%C). Ensuite, la ferrite entourant les zones de
l'ancienne perlite se change en austénite et s'homogénéise lors du temps de maintien. Les
plaques de perlites n'étant que peu espacées (moins d'un micron), la distance de diffusion (d)
est très faible: la première phase se produit donc en quelques secondes seulement. La seconde
phase est plus longue car d est à présent définie par la taille des grains de ferrite (voir Fig.
11.3), qui peuvent donner une distance d 10 à 100 fois supérieure à celle de la perlite.
Cependant, l'homogénéisation du carbone en deuxième phase reste lente (de l'ordre de
plusieurs minutes), même lorsque les grains de ferrite sont de taille importante.
5.
L'homogénéisation des éléments d'alliage peut être très lente aux températures
normales d'austénitisation car, dans leurs cas, D peut être des milliers de fois plus faible que
dans le carbone. Les données pour les alliages de chrome sont représentées dans la Fig. 11.4 :
elles montrent que l'homogénéisation de la perlite refroidie à l'air (qui possède des
espacements importants) ne prendra que quelques minutes, mais que l'homogénéisation
jusqu'au centre des grains de ferrite lors de la deuxième phase pourra prendre plusieurs heures
à des températures d'austénitisation normales. Augmenter la température d'austénitisation peut
accélérer l'homogénéisation et radicalement améliorer la dureté des aciers alliés, comme le
montre le cas de l'acier 5160 en Fig. 9.15. Il faut cependant faire attention au risque de
croissance de grains à des températures supérieures.
6.
La croissance de grains (abordée au Chapitre 8) doit être réduite au maximum lors de
l'austénitisation. L'augmentation de la température et du temps d'austénitisation peuvent
l'amplifier, et c'est à la température qu'elle est la plus sensible (voir Fig. 8.3). L'ajout
d'éléments d'alliage réduit la croissance de grain, ce qui permet d'austénitiser les aciers alliés à
des températures plus élevées que les aciers carbone ordinaires. Il est possible d'obtenir des
grains ultra-fins d'austénite grâce à des traitements thermiques cycliques, ce que démontre
l'expérience abordée au Chapitre 8 (voir Tableau 8.2, p 69).
7.
La majorité des aciers sont austénisés à des températures qui engendrent une
austénitisation en une seule phase. La Fig. 4.22 indique les plages de température courantes.
Pour les aciers à haute teneur en carbone, utilisés pour leur meilleure résistance à l'usure, on
emploit une une austénitisation en deuxphases . Des carbures de cémentite sont alors présents
dans l'austénite et la trempe crée des réseaux de particules de cémentite dans la martensite.
Les carbures étant plus durs que la martensite, ils améliorent la résistance à l'usure. L'acier à
roulements 52100, couramment utilisé, offre un exemple significatif d'austénitisation en deux
phases : la Fig. 6.4 indique les réseaux de carbure typiques qui se créent dans cet acier.
8.
L'austénitisation en deux phases est délicate car la composition en carbone de
l'austénite dépend de la température d'austénitisation. L'austénitisation se produisant endessous de la température ACm, le %C de l'austénite est indiqué par l'emplacement de la ligne
ACm en fonction de la température choisie (voir Fig. 11.5 et l'austénitisation d'un acier à
1,5%C). Dans cet exemple, si on augmente la température d'austénitisation de 800 à 900°C, le
%C de l'austénite passe de 1 à 1,3%.

9.
On retrouve l'austénitisation en deux phases dans les aciers à forte teneur en carbone,
les aciers d'outillage et les fontes. Comme le montre la Fig. 4.17, des teneurs en carbone plus
élevés peuvent engendrer d'importantes quantités d'austénite résiduelle lors de la trempe,
réduisant de ce fait la dureté et la ténacité. Une hausse de la température d'austénitisation en
deux phases engendre une augmentation du %C de l'austénite: le % d'austénite résiduelle
augmente, pouvant réduire la dureté à l'état brut de trempe. Cet effet est illustré en Fig. 11.6
pour l'acier 8695 et l'acier 8620 (un acier 8695 cémenté). Austénitiser cet acier au-delà de sa
température Acm provoque une d'austénitisation à une phase : la dureté à l'état brut de trempe
ne dépend plus de la température d'austénitisation, l'austénite ne pouvant contenir plus de
0,95%C.

L'essentiel du Chapitre 12
1.
Lors de la trempe, un nuage de vapeur se forme autour de la pièce d'acier immergée,
ce qui complique le transfert de chaleur car le gaz ralentit ce processus. En fonction de l'agent
de trempe, 2 éléments essentiels peuvent augmenter la vitesse de refroidissement : (1)
l'augmentation de l'agitation du fluide, (2) la réduction de la température du bain.
2.
Une nouvelle technique a été mise en place (ISO 9950) pour définir la vitesse de
refroidissement des différents agents de trempe liquides industriels. Les courbes des vitesses
de refroidissement de la Fig. 12.12 donnent un aperçu des vitesses de trempe respectives des
agents de trempe liquides courants.
3.
Pour tremper une pièce d'acier à cœur, son centre doit refroidir assez rapidement pour
que sa température chute juste avant le "nez" du schéma CT correspondant à cet acier (voir la
Fig. 12.1 et le cas de l'acier 5140). Afin d'obtenir un acier à faible trempabilité, on utilisera
une trempe rapide. La Fig. 12.12 indique que ce sont les trempes à l'eau salée et à l'eau douce
qui produisent les refroidissements les plus rapides. Ces trempes causent cependant des
fissures et des distorsions dans les aciers à plus de 0,4 % environ.
4.
Les fissures de trempe et les distorsions sont essentiellement dues aux variations
importantes de température dans l'acier pendant la formation de martensite. Afin d'éviter ces
problèmes, il est essentiel de maintenir une faible vitesse de refroidissement dans la plage de
températures Ms-Mf. Par conséquent, il est nécessaire de sélectionner un agent de trempe qui
fera d'abord rapidement passer la pièce de la température d'austénitisation à une température à
peine supérieure à Ms, puis la fera lentement passer à température ambiante. Les trempes à
l'huile sont bien souvent le meilleur compromis pour les aciers à plus de 0,4 %C.
5.
La trempe martensitique minimise les problèmes de fissures de trempe et de
distorsion. Comme le montre la Fig. 12.2, on arrête la trempe juste au-dessus de la
température Ms, ce qui aplatit les gradients de température à l'intérieur de la pièce avant la
formation de la martensite. La trempe martensitique se fait généralement dans des bains de sel
chauds.
6.
Il existe trois catégories d'huiles de trempe : les huiles de trempe courantes, les huiles
de trempe accélérées et les huiles de trempe martensitique. Des additifs spéciaux sont utilisés
pour produire ces deux dernières catégories. Comme illustré en Fig. 12.12, les huiles de
trempe accélérées ont une vitesse de refroidissement maximale nettement plus élevée. Leur

vitesse de refroidissement est par contre relativement faible entre Ms et Mf. Les huiles de
trempe martensitiques peuvent être utilisées à des températures plus élevées. Bien que
l'équilibre de température se fasse juste en dessous de Ms, ces huiles se révèlent efficace pour
le trempage martensitique de certains aciers, comme le montre la Fig. 12.2.
7.
Comme le montre la Fig. 12.15, il existe des agents de trempe à base de polymère qui
produisent des vitesses de refroidissement intermédiaires à ceux des huiles et de l'eau. Ces
bains sont des solutions de polymère ajouté à de l'eau: plus la concentration en polymère dans
l'eau est forte, plus la vitesse de trempe est réduite. Le nettoyage qui suit ce type de trempe
s'avère plus facile qu'avec une trempe à l'huile, mais le maintien d'une concentration
permanente de polymère lors d'une utilisation prolongée peut cependant s'avérer compliqué.
8.
Les bains de sels fondus sont utilisables dans des gammes de températures bien
spécifiques, auxquelles on attribue à un type de sel particulier. Leurs vitesses de
refroidissement initiales sont très élevées mais baissent pour les trempes plus longues car ils
sont utilisés à hautes températures. Ces bains peuvent non seulement être utilisés pour la
trempe, mais aussi pour l'austénisation et le recuit. Ils protègent également de l'oxydation.
9.
La trempe bainitique a pour but de produire de la bainite dans l'acier. Elle est
généralement effectuée dans des bains de sel chauds et, pour que toute la bainite se forme,
nécessite un certain maintien à température: ces durées sont indiquées sur les courbes CT des
aciers choisis (voir Fig. 12.3).
10.
La ténacité des aciers baitiniques est supérieure à celle des aciers trempées et revenus
pour des duretés d'environ 40 HRC et plus: ils conviennent donc parfaitement à la fabrication
de couteaux (voir l'histogramme 12.1 et les Figs. 12.8 et 12.9). La Fig. 12.4 indique que les
aciers bainitiques les plus riches en carbone peuvent fournir des valeurs de dureté proches de
60.
11.
Le Tableau 12.3 présente deux types de trempe bainitique modifiées, résultant en un
mélange de martensite et de bainite. La dureté obtenue grâce à ces méthodes est supérieure à
celle des aciers entièrement bainitiques. De plus, peu d'expériences (voir fig. 12.9) prouvent
que, pour une même dureté, la ténacité puisse être supérieure à l'état trempé et revenu (c'est-àdire entièrement martensitique).

L'essentiel du Chapitre 13
1.
Les aciers inoxydables possèdent une résistance exceptionnelle à la corrosion. Cette
résistance est due à la présence, à la surface de l'acier, d'un fin film de chrome contenant de
l'oxyde et empêchant toute réaction avec des solutions aqueuses et de l'humidité. La formation
d'un tel film engendre la "passivation" de l'acier. Pour qu'il soit considéré comme
«inoxydable», un acier doit contenir un pourcentage minimum de chrome légèrement
inférieur à 12 %.
2.
Les données de corrosion de la Fig. 13.1 expliquent cette valeur de 12 %. Elles
montrent également que les aciers inoxydables ne sont résistants à la corrosion que dans les
solutions d'eau oxydantes, comme l'acide nitrique. Dans les solutions d'acide réducteur,
comme l'acide sulfurique, le film passif diminue jusqu'à devenir inefficace.

3.
Le tableau 13.11 présente les 3 types de corrosions auxquels sont sensibles les aciers
inoxydables. Il indique les 3 changements de composition principaux qui améliorent la
résistance à la corrosion: (1) la réduction du %C de l'acier, (2) l'augmentation du %Cr jusqu'à
20-25% et (3) l'addition de 1 à 2% de molybdène aux aciers.
4.
Les aciers inoxydables sont généralement divisés en 4 grandes familles : (1) Les aciers
ferritiques, (2) les aciers martensitiques, (3) les aciers austénitiques et (4) les aciers
inoxydables à durcissement par précipitation.
5.
Les aciers inoxydables ferritiques sont des alliages de type Fe-Cr-C. À température
ambiante, ils ont une structure ferritique (cubique à corps centré) et sont par conséquent
magnétiques. À température ambiante, la ferrite contient une légère dispersion de carbures de
chrome, appelée carbure K1, de formule chimique (Fe+Cr) 23C6, souvent abrégée en M23C6.
Comme le montrent les diagrammes de phases de la Fig. 13.4, ces aciers contiennent
un peu d'austénite lors d'une exposition aux températures de forge (1900-2100 °F). Si le taux
de Cr est élevé, la trempabilité est excellente (voir fig. 13.5): les aciers refroidis à l'air après le
forgeage contiendront de la martensite, sauf en cas de recuit approprié autour de 1300 °F. De
plus, ces aciers peuvent être sensibles à deux formes de fragilisation s'ils sont chauffés
longtemps à basses températures, comme le montre la Fig. 13.6.
Les numéros AISI des aciers ferritiques sont compris entre 400 et 500. Comme le
montre le Tableau 13.1, les références les plus utilisées ont trois compositions en Cr
différentes (12, 17 et 25%), la résistance à la corrosion augmentant avec le %Cr. Il existe de
nouvelles références d'aciers ferritiques, non incluses dans les valeurs AISI et appelées
"superferritiques". Comme le montre le tableau 13.2, ces aciers offrent une résistance
supérieure à la corrosion grâce à de faibles ajouts de Mo et Ni, et à la réduction des taux de C
et N.
6.
Les aciers inoxydables martensitiques, similaires aux aciers inoxydables ferritiques,
sont des alliages de type Fe-Cr-C: leurs numéros AISI sont compris entre 400 et 500 (voir
Tableau 13.3.). Alors qu'on cherche généralement à maintenir le taux de carbone des aciers
ferritiques aussi proche de zéro que les coûts le permettent, il est nécessaire de l'augmenter
dans les aciers martensitiques afin d'augmenter la dureté de la martensite formé dans ces
alliages. Voir Tableau 13.4. Ces aciers ont une forte trempabilité et peuvent être durcis par un
refroidissement à l'air, mais ils sont généralement trempés afin d'éviter les risques de
fragilisation et de baisse de résistance à la corrosion liés à la précipitation de carbure K1. Ils
doivent être recuits afin d'obtenir une ténacité adaptée aux utilisations les plus courantes. Leur
réponse au recuit est similaire à celle des aciers alliés, voir Figs. 13.9 et 13.10.
Comme pour les aciers carbone ordinaires et les aciers alliés, la teneur en carbone doit
être augmentée jusqu'à environ 0,6 % afin d'obtenir de la martensite dont l'indice de dureté
Rockwell se trouve dans la fourchette basse des 60. Cependant, on ne peut pas simplement
supposer que des alliages contenant 0,6 % de carbone ou plus engendreront une dureté et une
résistance à la corrosion suffisantes (voir pages 135 à 138). Le %Cr/%C de la martensite
dépend du pourcentage présent dans l'austénite formée à haute température avant la trempe.
Cependant, le %Cr/%C de l'austénite peut différer de celui des alliages. Par exemple, un
%Cr/%C global de 12%Cr / 0,6%C engendrera une austénite de composition similaire et
donnera des valeurs Rc à l'état brut de trempe dans la fourchette basse des 60 tout en
maintenant les 12%C minimum requis pour une passivation adequate. Cependant, si on

augmente le pourcentage de chrome au delà de 12 % afin d'améliorer la résistance à la
corrosion, la teneur en carbone de l'austénite formée à haute température sera inférieure à
0,6 %C. Et si on augmente ce pourcentage, l'austénite formée à haute température contiendra
plus de carbone, mais le pourcentage de chrome descendra en dessous de 12 %, réduisant
ainsi la résistance à la corrosion.
Les compositions qui conviennent le mieux aux aciers de coutellerie ont leurs
%Cr/%C à ou juste au-dessus de 12%Cr/0,6%C. Le Tableau 13.7 présente deux de ces aciers.
Il est difficile d'obtenir un traitement thermique optimal pour ces aciers, car cette opération
implique l'austénitisation en deux phases abordée en p. 108. La dureté de la martensite, la
fraction volumique des carbures et la quantité d'austénite résiduelle dépendent de la durée et
la température de l'austénitisation. Ces facteurs sont illustrés par l'exemple des pages 139 à
141.
7.
Pour stabiliser la phase austénitique des aciers inoxydables austénitiques à température
ambiante, il est nécessaire d'y ajouter du nickel en grande quantité. Ces alliages peuvent être
considérés comme des alliages Fe-Ni-Cr comportant quelques impuretés de carbone. Leurs
numéros AISI sont compris entre 300 et 400. Voir tableau 13.10. Comme expliqué dans les
Figs. 13.20 et 13.22, les valeurs %Cr/%C de ces alliages sont équilibrées afin d'assurer, à
température ambiante, la stabilité de la phase austénitique cubique à face centrée. L'austenite
n'étant pas magnétique, ces alliages ne seront pas attirés par un aimant, sauf s'ils contiennent
des résidus de ferrite. Comme le montre la section verticale de l'alliage Fe-Cr-Ni en Fig.
13.21, un alliage de 10%Ni/20%Cr (proche de l'AISI 304) contient de la ferrite s'il est forgé à
des températures supérieures à environ 1100°C (2012 °F): il est donc possible, en fonction du
traitement thermique, de retrouver des résidus de ferrite dans ces aciers.
Les aciers inoxydables austénitiques de la série 300 possèdent la plus grande
résistance globale à la corrosion. On distingue trois types de corrosion : Corrosion
intergranulaire, perforante (fissurante) et corrosion sous contrainte. Le Tableau 13.11 résume
leurs caractéristiques respectives. Il indique également que la composition en %C, %Cr et
%Mo peut être modifiée afin d'optimiser la résistance à la corrosion. On peut considérer
l'AISI 302 comme l'acier de base (%Cr/%Ni = 18/9). On observe une résistance accrue à la
corrosion dans les cas suivants : en réduisant le %C dans les aciers 300 et 304L, en
augmentant le %Cr dans les aciers 308-309-310, et en ajoutant du Mo dans l'acier 316.
Comme l'indique le Tableau 13.13, on peut obtenir des niveaux de dureté assez élevés par
écrouissage des aciers inoxydables austénitiques. Leur ductilité à chaud est comparable à celle
des aciers ferritiques de la Fig. 13.25.
8.
Les aciers inoxydables à durcissement structural (PHSS) sont traités thermiquement en
deux étapes similaires à celles de la trempe et du revenu des aciers alliés. Cependant, la
deuxième étape de chauffage consiste ici non pas en un revenu, mais à précipiter un composé
d'alliage dans le but d'améliorer la dureté de l'acier. On ajoute d'autres éléments à ces alliages,
comme l'aluminium et le cuivre, afin de créer le précipité. Les alliages peuvent être durcis
jusqu'à des valeurs HRC d'indice 44 à 49: ils permettent d'obtenir un acier inoxydable dans
cette fourchette de dureté et dont la résistance à la corrosion est supérieure à celle des aciers
inoxydables martensitiques.
Dans ces aciers, l'équilibre entre les %Cr/%Ni peut être modifié afin d'obtenir trois
types d'acier : martensitique, austénitique, et semi-austénitique. Les noms de ces aciers sont
généralement ceux utilisés par les producteurs, bien que certains possèdent un numéro AISI.

Le Tableau 13.14 donne un exemple pour chacun de ces types d'aciers. La réaction finale de
la précipitation a lieu dans une matrice martensitique pour les types martensitiques et semiausténitiques. La même chose se produit dans une matrice austénitique pour le type
austénitique. La Figure 13.26 montre, pour les trois aciers du tableau 13.14, la relation entre la
variation de la composition de ces aciers et cet effet.
9.
Sensibilisation : un acier inoxydable est dit sensibilisé s'il a été maintenu dans la plage
de basses température comprise entre 870 et 425°C environ (1600 et 795°F). Ce traitement
forme des précipités de carbure K1 sur les joints de grain qui extraient le chrome de la matrice
environnante et entraînent une corrosion intergranulaire (aux joints de grain). Tous les types
d'acier inoxydables y sont sensibles, plus particulièrement quand le %C est élevé. Voir Figs.
13.23 et 13.24. On ajoute parfois du Ti ou du Cb(Nb) à l'acier afin d'extraire le carbone, sous
forme de carbure, de l'austénite ou de la ferrite. C'est par exemple le cas des aciers
austénitiques (321 et 347, voir Tableau 13.12), et des aciers superferritiques (18-2 et 26-1,
voir Tableau 13.2).
10.
Stabilisation : on peut trouver de l'austénite résiduelle dans les aciers si la plage Ms-Mf
s'étend en dessous de la température ambiante, comme c'est le cas pour les aciers inoxydables
martensitiques. L'austénite résiduelle peut être éliminée grâce à un traitement cryogénique. Ce
dernier se fait en deux étapes, d'abord à température ambiante, puis à basse température. Un
délai avant le traitement cryogénique entraîne souvent une augmentation de l'austénite
résiduelle après le traitement. Le délai a stabilisé une partie de l'austénite résiduelle. La
stabilisation peut engendrer quelques légers problèmes dans les aciers inoxydables
martensitiques, voir page 139.

L'essentiel du Chapitre 14
1.
Les aciers d'outillage sont la version moderne des « trousses à outils » que nos
lointains ancêtres utilisaient pour façonner les matériaux relativement souples, comme le bois
et les peaux animales, qu'ils utilisaient dans la vie de tous les jours. Les aciers d'outillage
modernes sont utilisés pour façonner, couper, perforer, déformer, etc. les matériaux bien plus
résistants et variés de la société moderne. Ce sont des aciers spécialisés, produits en quantités
relativement basses et qui combinent de différentes manières les trois caractéristiques
essentielles des outils : résistance à l'usure, ténacité et dureté à chaud. Les Tableaux 14.1 et
14.2 présentent une sélection d'aciers d'outillages AISI courants accompagnée des valeurs
relatives des trois caractéristiques ci-dessus. Le texte qui les accompagne est une brève
présentation des différents types d'aciers d'outillage.
2.
La résistance à l'usure généralement recherchée dans les aciers d'outillage résulte des
différents carbures d'alliage formés dans ces aciers. Les éléments d'alliage clés utilisés dans
les aciers d'outillage, Cr, Mo, W et V forment les différents carbures présentés dans le
Tableau 14.3. Ce tableau indique la dureté relative des carbures. Comme le montre la
Fig.14.2, la plupart des aciers d'outillage présentent un fort pic de durcissement secondaire
pendant le revenu: son rôle est déterminant dans l'amélioration de la dureté à chaud. Afin de
réussir à produire ce pic, il est nécessaire d'austénitiser les aciers d'outillage à des température
suffisamment élevées pour dissoudre le carbure présent dans l'acier sorti tel quel de l'aciérie. .

La Figure 14.1 indique que les aciers à forte teneur en Mo, W et V doivent être austénitisés à
plus forte température que les aciers à forte teneur en Cr. Le Tableau 14.4 présente les
températures d'austénitisation recommandées qui confirment ce fait.
3.
Le traitement thermique des aciers d'outillage est bien plus complexe que le traitement
thermique des aciers carbone ordinaires ou faiblement alliés. Comme le montre le Tableau
14.5, des étapes supplémentaires sont possibles, comme (1) la réduction des tensions initiale
après l'ébauche, (2) le préchauffage juste en-dessous de la température A1, (3) le traitement
cryogénique pour éviter la présence d'austénite résiduelle et (4) le double ou triple revenu
pour éviter la présence d'austénite résiduelle. Les raisons qui rendent nécessaires ces étapes
additionnelles sont présentées pp. 155-157.

L'essentiel du Chapitre 15
1.
En général, les métaux bruts de coulée présentent une solidité et une ténacité inférieure
à celles des métaux ouvrés, c'est à dire des métaux préparés par le forgeage, le laminage ou
tout autre processus qui déforme la structure brute de coulée.
2.
Lors du processus de solidification, trois facteurs principaux contribuent à créer cette
différence des propriétés mécaniques :
1) La microségrégation des éléments d'alliage, carbures et inclusions.
2) La microstructure (la taille et la forme des grains et les transformations de phases)
3) Le taux de porosité dans les métaux bruts de coulée.
3.
Comme le montre la Fig. 15.1, lorsque l'acier se solidifie vers l'intérieur depuis la
paroi d'un contenant, l'interface mobile solide/liquide n'a pas une forme plane comme en A,
mais est formée d'un réseau de dendrites, comme on peut le voir en B et C, et dans
l'agrandissement de la Fig. 15.2 Les structures arborescentes des dendrites sont formées de
troncs principaux dont le diamètre est très faible, de l'ordre de celui d'un cheveu. Ces réseaux
de dendrites créent les facteurs 1 et 3 et peuvent influencer le facteur 2 présentés dans le point
2 de cette conclusion.
4.
La microségrégation résulte de l'impossibilité de l'acier solide à dissoudre autant
d'impuretés ou d'éléments d'alliage que l'acier liquide. Ces éléments ont donc tendance à se
rassembler dans le liquide séparant les dendrites. Les espaces séparant les dendrites étant de
l'ordre de quelques microns (fractions de mm), la ségrégation s'effectue dans ce petit espace.
Un microscope est nécessaire pour la voir et elle est donc appelée microségrégation.
5.

La microségrégation peut avoir plusieurs effets sur l'acier, dont les trois suivants :

1. Comme expliqué pp. 161-2, il n'y a pas de formation de carbures primaires dans les aciers
ayant un %C inférieur à 2,1% . Les carbures primaires sont ceux qui se forment à partir du
liquide, contrairement aux carbures qui se forment à partir de l'austénite lors d'un
refroidissement en dessous des températures Acm ou A1. La microségrégation peut provoquer
la formation de carbures primaires dans des compositions bien en dessous de 2.1%C, surtout
dans les aciers alliés.

2. La microségrégation produit les structure en bandes fréquentes dans les aciers à
refroidissement lent. Elle sont illustrées
pp. 23 et 40 dans les Figs. 4.9, 5.5 et 5.6. .
Comme expliqué p. 163, ces structures se forment selon un mécanisme assez complexe qui
implique l'effet des éléments microségrégés d'alliage ou d'impuretés sur la trempabilité.
3. Les beaux motifs à la surface des "vraies" lames damas, et non pas en damas soudé, sont
également le résultat d'une formation en bandes due à une microségrégation (voir p. 164).
6.
Comme le montre la Fig. 15.6, les grains qui se forment vers l'intérieur en partant de la
paroi ont une forme allongée et sont appelés grains colonnaires. On peut également observer
une nucléation des grains de métal solidifié dans le liquide qui fait face à ces grains
colonnaires. Ces grains prennent une forme sphérique et sont appelés grains équiaxes. Les
grains colonnaires sont souvent présents dans les métaux de soudage et de brasage: ils
peuvent devenir problématiques car ils réduisent la ténacité. Leur présence est moins gênante
dans les métaux ouvrés car la déformation mécanique à chaud provoque leur remplacement
par de nouveaux ensembles de grains recristalllisés de plus petite taille, comme expliqué
p. 70. Le problème est également réduit dans le cas des aciers bruts de coulée car, lors du
refroidissement et de la transformation A1 de l'acier, les dendrites originales d'austénite ou de
ferrite sont remplacées par de nouveaux grains de ferrite. Ce n'est pas le cas de beaucoup
d'alliages d'aluminium et de cuivre, pour lesquels le refroidissement ne produit pas ce type de
transformation.
7.
Comme le montre la Fig. 15.6, les pièces de fonderie sont souvent composées de
grains colonnaires qui se développent vers l'intérieur en partant des bords du moule et de
grains de forme grossièrement sphérique (« équiaxes » ) situés au centre de la pièce. La zone
de transition entre colonnaire et équiaxe est appelée CET. Si cette CET se trouve près du
centre de la pièce, le mode de fonderie est appelé « skin forming » (formation d'une « peau »)
et les grains sont colonnaires. Si elle se forme près de la paroi du moule, on parle de
« solidification pâteuse » et les grains sont équiaxes. Pour les pièces qui doivent garder la
structure de grain de leur état brute de coulée, on privilégie la solidification pâteuse si la
ténacité est importante.
8.
Le processus de solidification entraîne 2 types de porosité due au fait qu'un solide
formé à partir d'un volume de liquide donné occupe un volume plus petit.
1. Les retassures: ce type de porosité apparaît lorsqu'un liquide se trouve complètement
enfermé à l'intérieur d'une enveloppe solide, le plus souvent lorsque du solide recouvre le
dessus du liquide, comme le montre la Fig. 15.7. Les retassures dépassent généralement le
mm et peuvent être évitées grâce à un moule approprié.
2. Microporosités : ce second type de porosité se caractérise par ses très petites tailles, entre 0
et 25 µm de diamètre. Elle sont dûes à une coulée défectueuse du métal liquide entre les
dendrites, comme expliqué en p.167 grâce à la Fig. 15.2 de la p.160. Le nombre de retassures
peut être réduit par extraction du gaz dissout dans le métal liquide ou par un moulage sous
pression. Les retassures sont plus nombreuses dans les alliages à solidification pâteuse.
Certains alliages de bronze ou d'aluminium peuvent être tellement endommagés que les
parties brutes de coulée ne peuvent pas être facilement rendues étanches au vide.

Ces deux types de porosité peuvent être éliminées grâce à une déformation à chaud adéquate
permettant aux parois des pores de se refermer sur eux-mêmes, à la condition que les parois
ne présentent aucune oxydation due à l'exposition à l'air. Les parois non-oxydées se soudent
simplement les unes aux autres, de la même façon que la déformation à chaud soude les
différentes couches des lames en damas soudé.

L'essentiel du Chapitre 16
1.
Il existe 4 types de fontes principaux. Comme le montre le Tableau 16.1, le carbone
est présent principalement sous forme de graphite dans la fonte grise, ductile et malléable,
alors qu'il est présent sous forme de Fe3C dans la fonte blanche. Les trois fontes, grise, ductile
et blanche, se forment directement dans le moule tandis que la fonte malléable s'obtient par un
traitement thermique spécifique de la fonte blanche.
2.
Les fontes sont des alliages ternaires de Fe-C-Si. L'ajout de Si complique la formation
de Fe3C dans ces alliages. À sa place, du graphite qui se forme dans les trois fontes, grise,
ductile et malléable.
3.
Les fontes ont chacunes des propriétés très différentes. Les fontes blanches sont dures
mais cassantes à cause de leur teneur assez haute en Fe3C. Le graphite de la fonte grise est en
grande partie interconnecté, engendrant une usinabilité, une capacité de trempage et
conductivité thermique excellentes, mais une solidité et une ténacité faibles. Comme le
montre le Tableau 16.3, la résistance à la traction est beaucoup plus faible que la résistance à
la compression. Le graphite des fontes ductiles et malléables est présent sous la forme,
respectivement, de sphères isolées ou d'agglomérats. Ces fontes peuvent avoir des propriétés
mécaniques proches de celles des aciers et subissent souvent un traitement thermique, comme
le montre le Tableau 16.4 pour la fonte ductile.
4.
Les deux premières lignes du tableau 16.2 montrent que les fontes grise et blanche
entament leur solidification par la formation de dendrites d'austénite. Dans les fontes grises, la
solidification du liquide interdendritique forme l'eutectique gris: il apparaît sous la forme de
grandes « cellules » sphériques. De l'austénite et des lamelles de graphite s'y développent,
vers l'extérieur, au niveau de l'interface sphérique, comme le montre la Fig. 16.5. Dans les
fontes blanches, la solidification du liquide interdendritique forme l'eutectique blanc: sa
structure en plaques composée de Fe3C + austénite apparaît en Fig. 16.10. Comme expliqué
dans les pages 171-2 grâce aux Figs. 16.1 et 16.2, il existe, pendant la phase de solidification,
une compétition entre la formation de l'eutectique gris et celle de l'eutectique blanc après la
formation des dendrites.
Comme le montre la Fig. 16.3, un refroidissement rapide permet à l'eutectique blanc de
l'emporter. Le fond de ce moulage s'est solidifié rapidement au contact d'une plaque de
refroidissement métallique, tandis que le dessus s'est solidifié lentement au contact d'un moule
en sable.
5.
La Fig. 16.4 indique les plages de composition des 4 types de fontes. Les fondeurs
parlent de l'équivalent carbone (CE) des fontes qui, est égal à %C +1/3%Si. Ce chiffre peut
être calculé pour n'importe quelle fonte. Plus ce chiffre est en dessous de 4,3, plus la fonte
contient de dendrites austénitiques.

6.
La surface de la cassure d'une fonte grise est de couleur grise car elle est recouverte de
graphite. La Fig. 16.7 montre comment, dans ces aciers, les lamelles de graphite remontent et
couvrent presque entièrement la surface de la cassure. La surface de la cassure d'une fonte
blanche est de couleur blanche car le clivage du Fe3C, qui est cassant, engendre une surface
lisse qui reflète bien la lumière. Remarque: dans la Fig. 16.3, on peut réellement voir, au
niveau de la région mouchetée où les deux formes se sont solidifiées, les « cellules » grises et
sphériques de la fonte grise encastrées dans la fonte blanche.
7.
Tout comme les fontes grises et blanches, la fonte ductile entame sa solidification par
la formation de dendrites austénitiques (dernière ligne du Tableau 16.2). Néanmoins, l'ajout
spécifique d'une infime quantité de Mg (magnésium) à une fonte faible en impuretés S et P
modifie la formation du graphite dans le liquide interdendritique et engendre la formation de
petites sphères discrètes constituées à 100% de graphite. Ces sphères isolées dégradant peu les
propriétés mécaniques, ces fontes portent le nom de fontes ductiles. Elles subissent souvent un
traitement thermique, comme le montre le Tableau 16.4. Une trempe bainitique permet
d'obtenir des capacités mécaniques excellentes et ces fontes, appelées ADI(fontes bainitiques)
sont largement utilisées dans l'industrie.
8.
Que la fonte soit grise ou ductile, la matrice qui entoure le graphite après solidification
peut être de la ferrite, de la perlite ou un mélange des deux.
Comme le montre la Fig. 16.8, il existe une compétition, lors de la phase de refroidissement,
entre la formation de perlite eutectoïde et celle de graphite eutectoïde. De plus, un
refroidissement rapide et/ou l'ajout d'éléments d'alliage spécifiques favorisent la formation de
perlite eutectoïde. Cet fonte porte le nom de fonte grise perlitique ou ductile perlitique, en
opposition à une fonte grise ferritique ou ferritique ductile.
9.
La fonte malléable découle d'un traitement thermique prolongé de la fonte blanche,
comme mentionné p. 180. La distribution du graphite est similaire à celle des fontes ductiles
mais, comme le montre laFfig. 16.11, les agglomérats isolés de graphite (graphites nodulaire)
sont plus irréguliers. Les fontes malléables, développées autour de 1830, ont été largement
remplacées par les fontes ductiles, développées à la fin des années 1940 et de fabrication
moins coûteuse.


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